(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上２．５％以下、Ｍｎ：０．９％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上０．０１０％未満、Ｎ：０．０２％以下およびＢｉ：０．０００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、ＳｉおよびＭｎの合計含有量が１．０％以上５．０％以下である化学組成を有することを特徴とする高強度鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｂ：０．３０％以下およびＶ：０．４％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：２．０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下およびＮｉ：２．０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１５％以下を含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項６】
前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれかに記載の高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼板に関する。本発明は、特に、自動車の車体のようにプレス成形、その中でも曲げ成形が必要となる用途に好適な高強度鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護のために自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化および乗員の安全性確保のため、高強度鋼板のニーズが高まっている。
自動車用部材に供される鋼板は、高強度であるだけでは不十分であり、プレス成形性や化成処理性を満足するものでなければならない。
【０００３】
しかしながら、高強度化を目的としてＳｉやＭｎを多量に含有する高強度鋼板の場合、凝固偏析によって局所的な化学組成の変動が生じ、その変動に対応した不均一組織が形成され、曲げ加工時に加工部の表面に目視でも観察されるような顕著な凹凸が出現し、その凹凸が不均一変形を助長して割れを誘発し、曲げ性そのものを劣化させていた。また、割れに至らない場合であっても、加工部に顕著な凹凸が存在すると、部品としての衝突特性が劣化した。また、ＭｎやＳｉを多量に含有するため、表面にＭｎやＳｉの酸化膜が生成して化成処理時の被膜生成を阻害し、塗装後の耐食性を劣化させやすいという問題があった。
【０００４】
したがって、加工性、特に曲げ性に優れ、かつ化成処理性に優れた高強度鋼板の製造は困難であった。
高強度鋼板の曲げ性の改善については、例えば、特許文献１に、粗大酸化物の個数を制限して曲げ性を改善した冷延鋼板が開示されている。また、特許文献２には、鋼材を１２５０℃以上の高温に１０時間以上の長時間保持する溶質化処理によって、偏析が低減されて鋼材を均質化する技術が開示されている。
【０００５】
高強度冷延鋼板の化成処理性の改善については、例えば、特許文献３に、ＳｉとＭｎの比を制御して生成する酸化物を制御する方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００２−３６３６９４号公報
【特許文献２】特開平４−１９１３２２号公報
【特許文献３】特開２００５−１８７８６３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したように高強度鋼板の曲げ性や化成処理性を改善する技術は幾つか提案されているが、いずれも十分なものではない。
すなわち、特許文献１の技術では、上述した凝固偏析による不均一組織を軽減しないため、曲げ性や衝突性が十分には確保できない。また、特許文献２に記載された方法は、長時間の溶質化処理を必要とする点で生産性に劣るため、その適用は制限される。また、ＳｉとＭｎの比を規定することにより酸化物の生成形態を制御することは容易でないので、特許文献３に記載された方法によって良好な化成処理性を安定して得ることは困難であった。
【０００８】
本発明は、上述したように従来の技術では製造することが困難であった、曲げ性と化成処理性とを両立することが可能な高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、ＭｎやＳｉ等を多量に含む高強度鋼板について鋭意実験の結果、以下の知見を得て、本発明を完成させた。
すなわち、曲げ性の劣化は前述したとおり、凝固偏析に起因する不均一組織の形成の影響が大きいのであるが、Ｂｉを含有させることにより不均一組織の形成を効果的に抑制することができることを新たに知見した。また、Ｂｉを含有させた鋼板について化成処理性を検討したところ、Ａｌ含有量の影響が大きく、従来のＡｌキルド鋼が含有するＡｌ量よりもさらに含有量を下げることにより、化成処理性が著しく改善することを新たに知見した。すなわち、Ｂｉを含有させるとともにＡｌ含有量を抑制することにより、曲げ性および化成処理性に優れた高強度鋼板を得ることができることを新たに知見したのである。
【００１０】
本発明は、上記新知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上２．５％以下、Ｍｎ：０．９％以上３．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上０．０１０％未満、Ｎ：０．０２％以下およびＢｉ：０．０００１％以上０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに、ＳｉおよびＭｎの合計含有量が１．０％以上５．０％以下である化学組成を有することを特徴とする高強度鋼板。
【００１１】
（２）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｂ：０．３０％以下およびＶ：０．４％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度鋼板。
【００１２】
（３）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：２．０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の高強度鋼板。
【００１３】
（４）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下およびＮｉ：２．０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の高強度鋼板。
【００１４】
（５）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０１５％以下を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（４）のいずれかに記載の高強度鋼板。
【００１５】
（６）前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下を含有することを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の高強度鋼板。
【発明の効果】
【００１６】
以上の如く本発明によれば、化成処理性が良好で曲げ性に優れた高強度鋼板が得られる。特に本発明による鋼板は、シートレールなどの自動車の構造部品用途に最適である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明に係る高強度鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、鋼の化学組成における成分元素の含有量を示す「％」はいずれも質量％を意味する。
１．化学組成 
Ｃ：０．０３％以上０．３０％以下
Ｃは、鋼板を高強度化する作用を有する。Ｃ含有量が０．０３％未満では上記作用を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．３０％超では靱性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。 
【００１８】
Ｓｉ：０．０２％以上２．５％以下
Ｓｉは、鋼板を高強度化する作用を有する。また、フェライトを強化し、鋼組織を均一化し、加工性を改善するのに作用を有する。Ｓｉ含有量が０．０２％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは０．６％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．５％超では靱性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．９％以上３．５％以下
Ｍｎは、変態強化を促進して鋼板を高強度化する作用を有する。Ｍｎ含有量が０．９％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は０．９％以上とする。好ましくは１．３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％超では、靱性や溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下である。
【００２０】
ＳｉおよびＭｎの合計含有量：１．０％以上５．０％以下
上述したＳｉおよびＭｎの作用により、所望の加工性と高強度を得るために、ＳｉおよびＭｎの合計含有量を１．０％以上とする。一方、靱性と溶接性を確保するために、ＳｉおよびＭｎの合計含有量を５．０％以下とする。
【００２１】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、不純物として含有され、靱性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。 
【００２２】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物として含有され、鋼中にＭｎＳを形成して曲げ性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。 
【００２３】
ｓｏｌ．Ａｌ：０％超０．０１０％未満
Ａｌは、本発明において重要な元素である。Ａｌは、鋼中の酸素量を低減して鋼板を健全化する作用を有する。製鋼工程において溶鋼に添加され、鋼中の酸素量低減に用いられたＡｌは酸化物となり、余剰となったＡｌはｓｏｌ．Ａｌとして鋼中に残存する。したがって、上記作用による効果を得るためにｓｏｌ．Ａｌ含有量を０％超とする。一方、Ａｌは易酸化元素であるため、鋼中にｓｏｌ．Ａｌとして残存するＡｌは、鋼板表面にＳｉやＭｎとの複合酸化物を形成する。そして、鋼板表面に付着した酸化物は化成被膜の形性を阻害するため化成処理性の低下を招く。したがって、Ａｌは鋼中の酸素量を低減するため製鋼工程において溶鋼に添加されるのであるが、その添加量はｓｏｌ．Ａｌとして残存するＡｌが極力少量となるように制限することが必要である。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１０％未満とする。好ましくは０．００９％以下である。
【００２４】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、不純物として含有され、連続鋳造過程において鋼中に窒化物を形成してスラブのひび割れを誘発する。したがって、Ｎ含有量は０．０２％以下とする。 
【００２５】
Ｂｉ：０．０００１％以上０．０５％以下
ＳｉやＭｎを多量に含有すると、これらの元素が鋼板表面にミクロ偏析し、硬さが不均一なバンド組織が発達して、鋼板の曲げ性を低下させる。これを抑制するには、Ｂｉの含有が有効であり、Ｂｉは本発明において重要な元素である。Ｂｉは、凝固界面に濃化してデンドライト間隔を狭くし、凝固偏析を小さくする作用を有する。Ｂｉ含有量が０．０００１％未満では、上記作用による効果が十分に得られない。したがって、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００３％以上である。一方、Ｂｉ含有量が０．０５％超では表面品質の劣化を招く。したがって、Ｂｉ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下である。
【００２６】
Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｂ：０．３０％以下およびＶ：０．４％以下からなる群から選択される１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、再結晶を遅らせて結晶粒を微細化させることにより、鋼板の加工性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量は０．３０％超としても、Ｎｂ含有量は０．３０％超としても、Ｖ含有量は０．４％超としても、上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、Ｔｉ含有量は０．３０％以下、Ｎｂ含有量は０．３０％超以下、Ｖ含有量は０．４％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０．００３％以上含有させることが好ましい。
【００２７】
Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：２．０％以下からなる群から選択される１種または２種
ＣｒおよびＭｏは、Ｍｎと同様にオ−ステナイトを安定化することで変態強化を促進する働きがあり、鋼板の高強度化する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量を２．０％超としても、また、Ｍｏ含有量を２．０％超としても、化成処理性の低下が著しくなる。したがって、ＣｒおよびＭの含有量はいずれも２．０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０．００３％以上含有させることが好ましい。
【００２８】
Ｃｕ：２．０％以下およびＮｉ：２．０％以下からなる群から選択される１種または２種
ＣｕおよびＮｉは、腐食抑制効果があり、表面に濃化し水素の侵入を抑え、遅れ破壊を抑制する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量を２．０％超としても、また、Ｎｉ含有量を２．０％超としても、上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、ＣｕおよびＮｉの含有量はいずれも２．０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、いずれかの元素を０．００３％以上含有させることが好ましい。
【００２９】
Ｂ：０．０１５％以下
Ｂは、粒界からの核生成を抑えて焼き入れ性を高めることにより、鋼板を高強度化する作用を有する。したがって、含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量を０．０１５％超としても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、Ｂ含有量は０．０１５％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、０．０００１％以上含有させることが好ましい。
【００３０】
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、鋼中のＳと結合して硫化物を球状化させることにより、局部延性を向上させる作用を有する。したがって、含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量を０．０１％超としても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、Ｃａ含有量は０．０１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、０．０００１％以上含有させることが好ましい。
【００３１】
２．製造条件 
本発明の高強度鋼板の好適な製造条件について以下に記載する。
上記化学組成を有するスラブを１０５０℃以上に加熱後粗圧延を開始し、粗圧延終了後、そのまま或いは必要に応じて粗バ−を加熱または温度保定を施してから仕上圧延を開始し、仕上温度７４０〜１０３０℃で圧延を終了後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却し、７４０℃以下で巻き取る熱間圧延を施すのが好ましい。
【００３２】
１０５０℃以上へのスラブの加熱は、仕上温度を確保するために好適であり、そして、仕上温度７４０℃以上は、変態点以下の圧延に伴ってフェライトが粗大化するのを抑制するために好適であり、また１０３０℃以下の仕上温度は熱延板での組織を微細化して冷延板焼鈍後に十分なフェライトを生成させるために好適である。
【００３３】
なお、仕上温度を確保するために仕上圧延前に粗バ−を加熱あるいは温度保定を行うことは有効である。また、粗バ−を接合して連続圧延を施しても何ら問題はない。 
熱間圧延に際し、加熱炉に装入するスラブは“鋳造後の高温状態にあるスラブ”でも“室温で放置されたスラブ”でも構わない。 
【００３４】
仕上圧延を終了した後は、バンド状組織の形成を抑制するために平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却し、７４０℃以下で巻き取ることが好ましい。巻取温度が７４０℃を上回ると製品においても曲げ性を低下させるバンド状組織が発達する場合があるので好ましくない。 
【００３５】
熱間圧延後は、必要に応じて平坦矯正のためのスキンパス圧延やスケ−ル除去のための酸洗を施し、好ましくは圧下率３０％以上の冷間圧延を施して、焼鈍（連続焼鈍）を施す。
【００３６】
焼鈍では、７００〜９５０℃の温度範囲で５秒間以上保持する処理を行った後、好ましくは平均冷却速度１℃／ｓ以上で６００℃以下まで冷却する。６００℃以下において、緩冷や保持を行う過時効帯を通してもよい。７００℃未満の焼鈍温度および５秒間未満の加熱保持時間では、多量の未再結晶粒が残存したり、オーステナイト化が不十分で高強度化に有効な第２相が少なくなったりして好ましくない。焼鈍後は１℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却を行うが、これは硬質相を生成して強度を確保するのに有効である。効率よく高強度を得るために、焼鈍後の冷却は、５００℃以上から水焼き入れ後５００℃以下の温度に再加熱して焼き戻したり、１００〜５００℃まで気水などで冷却後、必要に応じて再加熱して、１００〜５００℃で過時効処理を施したりして実施される。
【００３７】
なお、焼鈍終了後、平坦矯正のため伸び率４％以下のスキンパスやレベラーを施してもよい。また、さらに塗油や潤滑作用のある被膜を施しても構わない。
このようにして、本発明により、従来の技術では製造することが困難であった、曲げ性および化成処理性に優れる高強度鋼板が提供される。
【００３８】
なお、上述した鋼板の表面には、耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
【実施例】
【００３９】
さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼を実験炉で溶製し、厚みが４０ｍｍのスラブを作製した。さらに、表２に示す条件にて熱間圧延を施し、その後酸洗を施し、さらに冷間圧延を施し、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板とした。熱延の巻取温度は、その温度の炉に３０分以上装入した後、２０℃／時の冷却速度で３００℃以下の温度域まで炉冷することによりシミュレートした。このようにして得られた冷延鋼板から熱処理用試験材を採取し、表３に示す条件で連続焼鈍設備におけるヒートパターンに相当する焼鈍を行った。
【００４０】
【表１】
0005531757.tif 000002
【００４１】
【表２】
0005531757.tif 000003
【００４２】
【表３】
0005531757.tif 000004
【００４３】
各種製造条件で得られた冷延鋼板に対して、引張試験および曲げ稜線が圧延方向となるような曲げ試験を実施し、機械特性を評価した。引張試験では、各種焼鈍板から、圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。曲げ試験では、各種焼鈍板から、曲げ稜線が圧延方向となるように、圧延方向に対して直角方向が長手方向となる曲げ試験片（幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×板厚１．２ｍｍ）を採取し、２．４ｍｍの鋼板を挟んだ１８０゜曲げ試験を実施し、凹凸の有無および割れの有無を目視にて評価した。
【００４４】
評価基準は次のとおりであり、○を合格とした。
○（合格）：割れおよび凹凸の双方について観察されない、
△（不合格）：割れは観察されないが凹凸は観察される、および
×（不合格）：割れが観察される。
【００４５】
また、冷延鋼板に自動車用のトリカチオン燐酸亜鉛処理（日本ペイント製ＳＤ２５００）を用いて、通常の条件で浸漬処理を行った。形成された化成被膜を走査型電子顕微鏡で観察（１０００倍、ランダムに３箇所）して、化成結晶の緻密性を目視により評価した。
【００４６】
評価基準は次のとおりであり、○を合格とした。
○（合格）：すけの面積比率が５％未満、
△（不合格）：すけの面積比率が５％以上２０％以下、および
×（不合格）：すけの面積比率が２０％超。
【００４７】
表４に評価結果を示す。
【００４８】
【表４】
0005531757.tif 000005
【００４９】
本発明例である供試材Ｎｏ．１〜１５の鋼板は、良好な曲げ性を有し、また化成処理性も問題なかった。
これに対し、Ａｌ含有量が本発明範囲を超えた供試材Ｎｏ．１６〜２１は化成処理性に劣る結果となった。Ｂｉを含有しない供試材Ｎｏ．２２〜２７は、曲げ後の表面に凹凸や割れが発生し、曲げ性に劣った。